KR102086758B1

KR102086758B1 - 고엔트로피 합금 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR102086758B1
Application number: KR1020180027915A
Authority: KR
Inventors: 이성학; 이병주; 김형섭; 손석수; 조용희; 최원미; 김동근
Original assignee: 포항공과대학교 산학협력단
Priority date: 2018-03-09
Filing date: 2018-03-09
Publication date: 2020-03-09
Also published as: KR20190106420A

Abstract

원자%로, V: 3 내지 15%, Cr: 3 내지 15%, Fe: 35 내지 48%, Co: 10 내지 35%, Mn: 7.5% 이하(0%를 제외함)를 포함하는 고엔트로피 합금이 소개된다.

Description

고엔트로피 합금 및 그 제조방법{HIGH ENTROPY ALLOY AND MANUFACTURING METHOD OF THE SAME}

고엔트로피 합금 및 그 제조방법에 관한 것이다. 보다 구체적으로, 극저온에서 변형 시, 상변태 발생으로 인해 기계적 특성이 우수한 고엔트로피 합금 및 그 제조방법에 관한 것이다.

기존의 고엔트로피 합금(high-entropy alloy, HEA)의 정의는 일반적인 합금인 철강, 알루미늄 합금, 타이타늄 합금 등과 같이 합금을 구성하는 주 원소 없이 다섯 가지 이상의 구성 원소를 비슷한 비율로 합금화하여 얻어지는 다원소 합금으로서, 합금 내의 혼합 엔트로피가 높아 금속간화합물 또는 중간상이 형성되지 않고, 면심입방격자(face-centered cubic, FCC) 또는 체심입방격자(body-centered cubic, BCC)와 같은 단상(single phase) 조직을 갖는 금속 소재이다.

특히, Co-Cr-Fe-Mn-Ni 계열의 고엔트로피 합금의 경우, 우수한 극저온 물성, 높은 파괴인성과 내식성을 가지기 때문에 극한환경에 적용할 수 있는 소재로 각광받고 있다.

이러한 고엔트로피 합금을 설계하는 데 있어 중요한 요소는 합금을 구성하는 원소들의 조성 비율이다.

상기 고엔트로피 합금의 조성 비율로, 전형적인 고엔트로피 합금은 최소 다섯 가지 이상의 주요 합금 원소들로 구성하고 있어야 하며, 각각의 합금 구성 원소의 조성 비율은 5 내지 35 at%로 정의되며, 주요 합금 구성 원소 외에 다른 원소를 첨가할 경우, 그 첨가량은 5 at% 미만이어야 하는 것으로 알려져 왔다.

하지만 최근 Fe₅₀Mn₃₀Co₁₀Cr₁₀ 고엔트로피 합금이 소개되는 등 고엔트로피 합금의 정의 역시 넓어지고 있는 추세이다. 한편, 기존의 Co-Cr-Fe-Mn-Ni 계열의 고엔트로피 합금의 경우 극저온에서 다량의 변형쌍정 발생을 통해 우수한 극저온 물성을 갖는다고 알려져 있다.

본 발명은 극저온에서 변형 시, 상변태 발생으로 인해 기계적 특성이 우수한 고엔트로피 합금 및 그 제조방법을 제공한다.

본 발명의 일 실시예에 의한 고엔트로피 합금은 원자%로, V: 3 내지 15%, Cr: 3 내지 15%, Fe: 35 내지 48%, Co: 10 내지 35%, Mn: 7.5% 이하(0%를 제외함)를 포함한다.

Ni: 15% 이하(0%를 제외함)를 더 포함할 수 있다.

Mn: 2 내지 6%를 포함할 수 있다.

하기 식 1을 만족할 수 있다.

[식 1]

4≤([Co]+[Ni])/[Mn]≤15

(식 1에서, [Co], [Ni] 및 [Mn]은 각각 Co, Ni 및 Mn의 원자%를 의미한다.)

25℃에서, 5 면적% 이하의 시그마상 및 잔부 FCC 상을 포함할 수 있다.

인장강도가 730MPa 이상이고, 연신율이 50% 이상일 수 있다.

-196℃에서 인장 변형 후, 50 면적% 이상의 BCC 상 및 잔부 FCC 상을 포함할 수 있다.

인장강도가 1400MPa 이상이고, 연신율이 60% 이상일 수 있다.

본 발명의 일 실시예에 의한 고엔트로피 합금 제조방법은 원자%로, V: 3 내지 15%, Cr: 3 내지 15%, Fe: 35 내지 48%, Co: 10 내지 35%, Mn: 7.5% 이하(0%를 제외함)를 포함하는 잉곳을 제조하는 단계; 상기 잉곳을 균질화 열처리하는 단계; 상기 열처리한 잉곳을 압연하여 판재를 제조하는 단계; 및 상기 판재를 소둔하는 단계;를 포함한다.

상기 잉곳은, Ni: 15% 이하를 더 포함할 수 있다.

상기 열처리하는 단계에서 열처리 온도는 1000 내지 1200℃일 수 있다.

상기 열처리하는 단계에서 열처리 시간은 6 내지 24시간일 수 있다.

상기 소둔하는 단계에서 소둔 온도는 800 내지 1000℃일 수 있다.

상기 소둔하는 단계에서 소둔 시간은 3 내지 60분일 수 있다.

본 발명의 일 실시예에 의한 고엔트로피 합금은 극저온에서 소성 변형될 경우, 변태유기소성에 의해 인장강도 및 연신율 등의 기계적 특성이 우수한 효과를 기대할 수 있다.

도 1은 본 발명의 일 실시예에 의한 고엔트로피 합금의 제조 공정도를 나타낸 것이다.
도 2는 본 발명의 실시예와 비교예에 의한 고엔트로피 합금의 변형전 XRD 분석 결과를 나타낸 것이다.
도 3은 본 발명의 실시예와 비교예에 의한 고엔트로피 합금의 EBSD를 통한 미세조직 분석 결과를 나타낸 것이다.
도 4는 본 발명의 실시예에 의한 고엔트로피 합금의 상온(RT)에서의 인장 시험 후 그리고 극저온(LN2)에서의 인장 시험 후의 FCC 상에서 BCC 상으로의 변태 분율의 XRD 측정 결과를 나타낸 것이다.
도 5는 본 발명의 실시예와 비교예에 의한 고엔트로피 합금의 상온(25℃) 인장 시험 결과를 나타낸 것이다
도 6은 본 발명의 실시예와 비교예에 의한 고엔트로피 합금의 극저온(-196℃) 인장 시험 결과를 나타낸 것이다.
도 7은 본 발명의 실시예와 비교예에 의한 고엔트로피 합금에서 Ni을 Mn으로 대체 또는 Co를 Mn으로 대체할 때의 인장물성 변화를 나타낸 것이다.
도 8은 본 발명의 실시예와 비교예에 의한 고엔트로피 합금과, 종래의 극저온 재료 및 기존의 고엔트로피 합금의 극저온 기계적 물성을 비교한 것이다.

제1, 제2 및 제3 등의 용어들은 다양한 부분, 성분, 영역, 층 및/또는 섹션들을 설명하기 위해 사용되나 이들에 한정되지 않는다. 이들 용어들은 어느 부분, 성분, 영역, 층 또는 섹션을 다른 부분, 성분, 영역, 층 또는 섹션과 구별하기 위해서만 사용된다. 따라서, 이하에서 서술하는 제1 부분, 성분, 영역, 층 또는 섹션은 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 범위 내에서 제2 부분, 성분, 영역, 층 또는 섹션으로 언급될 수 있다.

여기서 사용되는 전문 용어는 단지 특정 실시예를 언급하기 위한 것이며, 본 발명을 한정하는 것을 의도하지 않는다. 여기서 사용되는 단수 형태들은 문구들이 이와 명백히 반대의 의미를 나타내지 않는 한 복수 형태들도 포함한다. 명세서에서 사용되는 “포함하는”의 의미는 특정 특성, 영역, 정수, 단계, 동작, 요소 및/또는 성분을 구체화하며, 다른 특성, 영역, 정수, 단계, 동작, 요소 및/또는 성분의 존재나 부가를 제외시키는 것은 아니다.

어느 부분이 다른 부분의 "위에" 또는 "상에" 있다고 언급하는 경우, 이는 바로 다른 부분의 위에 또는 상에 있을 수 있거나 그 사이에 다른 부분이 수반될 수 있다. 대조적으로 어느 부분이 다른 부분의 "바로 위에" 있다고 언급하는 경우, 그 사이에 다른 부분이 개재되지 않는다.

다르게 정의하지는 않았지만, 여기에 사용되는 기술용어 및 과학용어를 포함하는 모든 용어들은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 일반적으로 이해하는 의미와 동일한 의미를 가진다. 보통 사용되는 사전에 정의된 용어들은 관련기술문헌과 현재 개시된 내용에 부합하는 의미를 가지는 것으로 추가 해석되고, 정의되지 않는 한 이상적이거나 매우 공식적인 의미로 해석되지 않는다.

또한, 특별히 언급하지 않는 한 %는 중량%를 의미하며, 1ppm 은 0.0001중량%이다.

이하, 본 발명의 실시예에 대하여 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 실시할 수 있도록 상세히 설명한다. 그러나 본 발명은 여러 가지 상이한 형태로 구현될 수 있으며 여기에서 설명하는 실시예에 한정되지 않는다.

고엔트로피 합금

Ni: 15% 이하를 더 포함할 수 있다.

하기에서는 각 성분 원소들의 함량 한정 이유를 살펴본다.

V: 3 내지 15 원자%

바나듐(V)은 3 원자% 미만일 경우, 고용강화 효과가 감소하고, 15 원자%를 초과할 경우, 가격이 증가할 수 있다. 따라서 V은 3 ~ 15 원자%로 첨가한다. 구체적으로, 5 내지 10 원자%일 수 있다.

Cr: 3 내지 15 원자%

크롬(Cr)은 3 원자% 미만일 경우, 내식성이 감소하고, 15 원자%를 초과할 경우, 가격이 증가할 수 있다. 따라서 Cr은 3 내지 15 원자%로 첨가한다. 구체적으로, 5 내지 10 원자%일 수 있다.

Fe: 35 내지 48 원자%

철(Fe)은 35 원자% 미만이거나 48 원자%를 초과할 경우, 변태유기소성이 일어나지 않거나 FCC 상이 주가 되는 상을 얻지 못할 수 있다. 따라서 Fe은 35 내지 48 원자%로 첨가한다. 구체적으로, 40 내지 45 원자%일 수 있다.

Co: 10 내지 35 원자%

코발트(Co)는 10 원자% 미만이거나 35 원자%를 초과할 경우, 변태유기소성이 일어나지 않거나 FCC 상이 주가 되는 상을 얻지 못할 수 있다. 따라서 Co는 10 내지 35 원자%로 첨가한다. 구체적으로, 15 내지 30 원자%일 수 있다.

Mn: 7.5 원자% 이하

망간(Mn)은 7.5 원자%를 초과할 경우, 900℃에서의 열처리로 주로 FCC상으로 이루어진 조직이 얻어지지 않을 수 있다. 따라서 Mn은 7.5 원자% 이하로 첨가한다. 구체적으로, 2 내지 6 원자%일 수 있다.

Ni: 15 원자% 이하

니켈(Ni)은 15 원자%를 초과할 경우, 변태유기소성이 일어나지 않을 수 있다. 따라서 Ni은 15 원자% 이하로 첨가한다. 구체적으로, 2.5 내지 10 원자%일 수 있다.

본 발명의 일 실시예에 의한 고엔트로피 합금은 하기 식 1을 만족할 수 있다.

[식 1]

4≤([Co]+[Ni])/[Mn]≤15

Mn은 기존의 고엔트로피 합금에서 값비싼 원소인 Co 및 Ni의 일부를 대체할 수 있다.

원리는 다음과 같다. Co의 경우 상온에서 FCC를 준안정 상으로 만들어 FCC에서 BCC로의 유기소성변태를 일으키는 중요한 원소로 작용하며, Ni의 경우 고온에서 FCC를 안정하게 만들어 소둔 및 수냉 후 상온에서 FCC 단상을 유지시키는 역할을 한다. Mn의 경우는 Ni과 같이 고온에서 FCC를 안정하게 만드는 역할을 하지만 그 효과가 Ni만큼 크지않다. 따라서 Mn을 첨가하여 FCC가 주가 되는 조직을 만들면 Ni을 첨가 한 효과보다 FCC의 안정도가 떨어지며 결과적으로 더욱 효과적으로 FCC에서 BCC로의 유기소성 변태가 가능하다.

다만, 식 1에 의한 수치가 4 미만일 경우, Mn의 함량이 상대적으로 높아 FCC 기지외에 다량의 석출물이 형성되어 취성파괴가 발생할 수 있어 인장강도와 같은 기계적 특성이 저하될 수 있다. 반면, 16을 초과할 경우, Mn 대체 효과가 충분하지 않을 수 있다.

본 발명의 일 실시예에 의한 고엔트로피 합금은 25℃에서, 5 면적% 이하의 시그마상 및 잔부 FCC 상을 포함하고, 인장강도가 730MPa 이상이고, 연신율이 50% 이상일 수 있다.

FCC 기지 내부에서 관찰되는 시그마상은 석출강화 용도로 사용되어 재료의 강도를 높이는데 기여 할 수 있으며, 동시에 취성파괴를 유발할 수 있다. 따라서 그 함량이 높을 경우 기계적 물성 하락을 나타낼 수 있으며(비교예 2), 그 함량을 제어 할 필요가 있다.

본 발명의 조성을 가지며, 소둔을 포함하는 열처리 과정을 거친 고엔트로피 합금은 고온에서 체심입방구조(BCC)의 깁스자유에너지 보다 면심입방구조(FCC)의 깁스자유에너지가 더 낮다. 따라서 고온에서는 FCC 구조를 지니는 것이 안정적이며 이를 수냉하게 되면, 상온에서는 BCC의 깁스자유에너지 보다 전체 면적에 대해, 95 면적% 이상의 FCC 상으로 이루어질 수 있다.

한편, -196℃에서 인장 변형 후, 50 면적% 이상의 BCC 상 및 잔부 FCC 상을 포함할 수 있다.

극저온인 -196℃에서 본 발명의 일 실시예에 의한 고엔트로피 합금에 소성 변형이 가해지게 되면 FCC 상에서 BCC 상으로 변태유기소성이 일어날 수 있다. 이에 따라 50 면적% 이상의 BCC 상이 포함될 수 있다.

이는 기존의 Co-Cr-Fe-Mn-Ni 계열의 고엔트로피 합금이 극저온에서 다량의 변형쌍정이 일어나는 것과는 구분되는 것으로서 기존의 TWIP-HEA의 경우 상온에서 매우 안정한 FCC기지를 유지하여 극저온에서 인장 변형 중에 변형쌍정이 일어나지만 본 발명의 TRIP-HEA의 경우 상온에서 FCC가 준안정상의 상태에 놓이게 되고 인장변형을 받음에 따라 FCC상이 BCC상으로 변태유기소성이 일어나게 되며 인장 변형시의 시험 온도가 낮을수록 더욱 FCC의 준안정 상태가 심화되어 FCC상에서 BCC상으로의 변태유기소성이 촉진된다.

따라서 인장강도가 1400MPa 이상이고, 연신율이 60% 이상인 우수한 극저온 기계적 특성을 기대할 수 있다.

고엔트로피 합금 제조방법

본 발명의 일 실시예에 의한 고엔트로피 합금 제조방법은 도 1과 같이, 원자%로, V: 3 내지 15%, Cr: 3 내지 15%, Fe: 35 내지 48%, Co: 10 내지 35%, Mn: 7.5% 이하(0%를 제외함)를 포함하는 잉곳을 제조하는 단계, 잉곳을 균질화 열처리하는 단계, 열처리한 잉곳을 압연하여 판재를 제조하는 단계 및 판재를 소둔하는 단계를 포함한다.

잉곳을 구성하는 각 성분의 함량 한정 이유는 상기한 고엔트로피 합금에 대한 설명과 중복되므로 생략한다.

먼저, 잉곳을 제조하는 단계에서는 각 성분 원소를 칭량하여 도가니에 장입한 후, 진공유도용해 장비를 통해 합금화를 진행 한 뒤 주형을 사용하여 잉곳을 주조한다.

다음으로, 열처리하는 단계에서는 잉곳의 미세조직이 균질화되도록 열처리한다. 이 때, 열처리 온도는 1000 내지 1200℃일 수 있다. 열처리 온도가 1000℃ 미만일 경우, 미세조직의 균질화 효과가 충분하지 않을 수 있다. 반면, 1200℃를 초과할 경우, 열처리 비용이 과다해질 수 있다.

또한, 열처리 시간은 6 내지 24시간일 수 있다. 열처리 시간이 6시간 미만일 경우, 마찬가지로 미세조직의 균질화 효과가 충분하지 않을 수 있다. 반면, 24시간을 초과할 경우, 열처리 비용이 과다해질 수 있다.

열처리 이후, 도 1과 같이, 열처리한 잉곳을 냉각시킬 수 있다. 냉각 방법 및 냉각 속도는 특별히 제한하지 않는다. 냉각 이후, 연마를 통해 잉곳 표면의 산화물을 제거할 수 있다.

다음으로, 판재를 제조하는 단계에서는 열처리한 잉곳을 압연한다. 60% 이상의 압하율로 냉간 압연할 수 있다.

다음으로, 소둔하는 단계에서는 판재를 소둔하여 미세조직을 제어한다. 이때, 소둔 온도는 800 내지 1000℃일 수 있다. 소둔 온도가 800℃ 미만일 경우, 완전 재결정을 달성하기 어려울 수 있으며 FCC 단상 영역까지 도달하기 어려울 수 있다. 반면, 1000℃을 초과할 경우, 결정립의 조대화가 심해지고, 열처리 비용이 과다해질 수 있다.

또한, 소둔 시간은 3 내지 60분일 수 있다. 소둔 시간이 3분 미만일 경우, 마찬가지로 완전 재결정을 달성하기 어려울 수 있다. 반면, 60분을 초과할 경우, 결정립의 조대화가 심해지고, 열처리 비용이 과다해질 수 있다.

소둔 이후, 도 1과 같이, 판재를 냉각시킬 수 있다. 냉각 방법 및 냉각 속도는 특별히 제한하지 않는다.

이하 본 발명의 구체적인 실시예를 기재한다. 그러나 하기 실시예는 본 발명의 구체적인 일 실시예일뿐 본 발명이 하기 실시예에 한정되는 것은 아니다.

실시예

[고엔트로피 합금의 제조]

먼저, 순도 99.9% 이상의 V, Cr, Fe, Co, Ni, Mn 원료 금속을 준비하였다. 이와 같이 준비한 원료 금속을 하기 표 1과 같은 혼합 비율이 되도록 칭량하였다.

구분	원료 혼합 비율(원자%)						식 1
구분	V	Cr	Fe	Co	Ni	Mn	([Co]+[Ni])/[Mn]
실시예1	10	10	45	32.5	0	2.5	13
실시예2	10	10	45	30	0	5	6
실시예3	10	10	45	30	2.5	2.5	13
비교예1	10	10	45	30	5	0	-
비교예2	10	10	45	27	0	8	3.38

상기의 표 1과 같은 비율로 준비된 원료 금속을 도가니에 장입한 후, 진공유도용해 장비를 사용하여 용해하고, 주형을 사용하여 두께 8mm, 폭 35mm, 길이 100mm의 직육면체 형상의 합금 잉곳(ingot)을 주조하였다.

주조된 두께 8mm의 잉곳을, 도 1에 도시된 바와 같이, 1100℃의 온도에서 6시간 동안 균질화 열처리를 실시한 후, 수냉(quenching)하였다.

균질화된 합금의 표면에 생성된 산화물을 제거하기 위하여, 표면 연마(grinding)을 하였으며, 연마된 잉곳의 두께는 7mm가 되었고, 두께 7mm에서 1.5mmm까지 냉간 압연을 진행하였다.

또한, 냉간 압연 각 합금 판재에 대해서는 900℃에서 10분간 가열하여 FCC 상이 유지되도록 소둔 한 후, 수냉(quenching)하였다.

[XRD 및 미세조직 분석 결과]

도 2는 전술한 공정을 통해 제조한 실시예 1 내지 3과 비교예 1 및 2에 따른 합금의 상온에서의 XRD 측정 결과를 나타낸 것이다.

XRD 측정은 시편의 연마 시의 변형으로 인한 상변태를 최소화하기 위하여 사포 600번, 800번, 1200번, 2000번 순서로 연마 후, 8% 과염소산(Perchloric acid)에서 전해 에칭을 수행한 후 진행하였다.

도 2에서 "32.5Co2.5Mn"는 실시예 1, "30Co5Mn"는 실시예 2, "30Co2.5Ni2.5Mn"는 실시예 3, "30Co5Ni"는 비교예 1, "27Co8Mn"는 비교예 2에 따른 합금을 각각 지시하며, 도 2 이후의 도면에서도 동일하다.

도 2와 같이, 실시예 1, 실시예 3 및 비교예 1에 따른 합금의 경우, XRD 분석 상으로 모두 FCC 단상으로 이루어져 있는 것을 확인할 수 있다.

이에 비해, 실시예 2 및 비교예 2에 따른 합금의 경우, FCC 기지 내부에 시그마상이 포함되어 있는 것으로 나타났으며 비교예 2는 시그마상의 면적 분율이 높은 것을 확인할 수 있다.

실시예 2의 경우 어닐링 온도를 900℃보다 더 높일 경우 실시예 1, 실시예 3 및 비교예 4에 따른 합금과 동일하게 FCC 단상으로 제조될 수 있다.

도 3은 전술한 공정을 통해 제조한 실시예 1 내지 3과 비교예 1및 2에 따른 합금의 상온에서의 EBSD 분석 결과를 나타낸 것이다.

EBSD 분석은 시편의 연마 시의 변형으로 인한 상변태를 최소화하기 위하여 사포 600번, 800번, 1200번, 2000번 순서로 연마 후, 8% 과염소산(Perchloric acid)에서 전해 에칭을 수행한 후 진행하였다.

도 3과 같이, 실시예 1, 실시예 3 및 비교예 1에 따른 합금의 경우, EBSD 분석 상으로 모두 FCC 단상으로 이루어져 있는 것을 확인할 수 있다.

이에 비해, 실시예 2 및 비교예 2에 따른 합금의 경우, FCC 기지 내부에 시그마상이 포함되어 있는 것으로 나타났다.

[인장시험 결과]

도 4는 전술한 공정을 통해 제조한 실시예 1 과 실시예 3에 따른 합금의 상온 및 극저온 인장후 XRD 측정 결과를 나타낸 것이다.

도 4와 같이, 실시예 1에 따른 합금은 상온 인장 후, 85% 이상의 FCC에서 BCC로의 유기소성변태가 발생하며, 극저온 인장 후 95%이상의 FCC에서 BCC로의 유기소성 변태가 발생함을 나타낸다.

실시예 3에 따른 합금은 상온 인장 시에는 FCC에서 BCC로의 유기소성 변태가 발생하지 않지만 극저온 인장 후, 90%이상의 FCC에서 BCC로의 유기소성변태가 발생함을 나타낸다.

이를 통해 이 합금은 상온보다 극저온에서 다량의 유기 소성 변태가 일어남을 알 수 있으며, 극저온에서 우수한 물성을 나타내는 원인이 유기소성 변태임을 알 수 있다.

도 5 및 6과 아래 표 2는 본 발명의 실시예 1 내지 3, 비교예 1 및 2의 상온(25℃) 및 극저온(-196℃)에서의 인장시험 결과를 나타낸 것이다. 현재 극저온에서는 신율계를 달 수가 없어 인장측정장비에서 얻은 displacement data로 연신율을 구해서 correcton factor 0.8을 곱하였다.

구분	상온(25℃)			극저온(-196℃)
구분	항복강도 (Mpa)	인장강도 (MPa)	연신율 (%)	항복강도 (MPa)	인장강도 (MPa)	연신율 (%)
실시예1	381	731	69.7	580	1657	65.3
실시예2	407	799	51.2	623	1618	66.7
실시예3	398	783	58.3	659	1450	74.6
비교예1	348	714	62	601	1291	81.7
비교예2	628	932.5	22.2	878	1293	26.3

상기의 표 2와 같이, 본 발명의 실시예 1 내지 3에 의한 고엔트로피 합금의 상온(25℃) 항복강도는 381MPa 이상, 인장강도는 731MPa 이상, 연신율은 51.2% 이상으로 나타났다. 반면, 비교예 1은 항복강도 및 인장강도 값이 실시예보다 좋지 못하였으나 연신율이 실시예 2 및 3보다 좋았다.

비교예 2는 항복강도 및 인장강도가 실시예보다 좋았으나 연신율이 실시예보다 좋지 못했다.

한편, 실시예 1 내지 3에 의한 고엔트로피 합금의 극저온(-196℃)에서의 항복강도는 580MPa 이상, 인장강도는 1450MPa 이상, 연신율은 65.3% 이상으로 나타났다. 반면, 비교예 1은 항복강도가 실시예 1 보다 좋았으나 인장강도는 실시예보다 좋지 못하였다. 연신율은 실시예보다 좋았다.

실시예의 결과와 같이, 상온(25℃) 및 극저온(-196℃)에서 항복강도 및 인장강도가 우수하며, 동시에 연신율도 우수한 비교예의 결과는 확인할 수 없었다.

[Mn 첨가 영향 결과]

도 7은 실시예 1 내지 3, 비교예 1 및 2에 의해 제조한 고엔트로피 합금의 극저온(-196℃) 인장 시험 후의 연신율 및 인장강도를 Mn 첨가에 따라 나타낸 것이다.

도 7의 좌측 그래프와 같이, 비싼 Ni을 값싼 Mn으로 대체함에 따라 극저온 인장강도가 향상되는 것을 확인할 수 있다.

이에 비해, 도 7의 우측 그래프와 같이, CO-Mn 대체의 경우, 비싼 Co를 값싼 Mn으로 대체함에 따라 극저온 인장강도는 크게 변하지 않았다. 다만, Mn을 8 원자%로 과도하게 대체한 경우, 오히려 인장강도가 크게 감소함을 확인할 수 있다.

도 8은 본 발명의 실시예 1 내지 3에 의한 고엔트로피 합금(도면상 빨간 별표로 표시된 값)과 기존에 보고된 다른 합금의 극저온 인장강도 및 연신율를 비교한 것이다.

도 8과 같이, 본 발명의 실시예 1 내지 3에 따른 고엔트로피 합금의 인장강도와 연신율이 극히 높아 기존에 보고된 어떠한 종래 합금이나 고엔트로피 합금에 비해서도 우수한 특성을 나타냄을 확인할 수 있다.

본 발명은 상기 구현예 및/또는 실시예들에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 제조될 수 있으며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자는 본 발명의 기술적 사상이나 필수적인 특징을 변경하지 않고서 다른 구체적인 형태로 실시될 수 있다는 것을 이해할 수 있을 것이다. 그러므로 이상에서 기술한 구현예 및/또는 실시예들은 모든 면에서 예시적인 것이며 한정적이 아닌 것으로 이해해야만 한다.

Claims

원자%로, V: 3 내지 15%, Cr: 3 내지 15%, Fe: 35 내지 48%, Co: 10 내지 35%, Mn: 7.5% 이하(0%를 제외함)를 포함하고,
25℃에서, 5 면적% 이하의 시그마상 및 잔부 FCC 상을 포함하는 고엔트로피 합금.
원자%로, V: 3 내지 15%, Cr: 3 내지 15%, Fe: 35 내지 48%, Co: 10 내지 35%, Mn: 7.5% 이하(0%를 제외함)를 포함하고,
-196℃에서 인장 변형 후, 50 면적% 이상의 BCC 상 및 잔부 FCC 상을 포함하는 고엔트로피 합금.
제1항 또는 제2항에 있어서,
Ni: 15% 이하(0%를 제외함)를 더 포함하는 고엔트로피 합금.
제1항 또는 제2항에 있어서,
Mn: 2 내지 6%를 포함하는 고엔트로피 합금.
제3항에 있어서,
하기 식 1을 만족하는 고엔트로피 합금.
[식 1]
4≤([Co]+[Ni])/[Mn]≤15
(식 1에서, [Co], [Ni] 및 [Mn]은 각각 Co, Ni 및 Mn의 원자%를 의미한다.)
제1항에 있어서,
인장강도가 730MPa 이상이고, 연신율이 50% 이상인 고엔트로피 합금.
제2항에 있어서,
인장강도가 1400MPa 이상이고, 연신율이 60% 이상인 고엔트로피 합금.
원자%로, V: 3 내지 15%, Cr: 3 내지 15%, Fe: 35 내지 48%, Co: 10 내지 35%, Mn: 7.5% 이하(0%를 제외함)를 포함하는 잉곳을 제조하는 단계;
상기 잉곳을 균질화 열처리하는 단계;
상기 열처리한 잉곳을 압연하여 판재를 제조하는 단계; 및
상기 판재를 소둔하는 단계;를 포함하는 고엔트로피 합금 제조방법이되,
상기 고엔트로피 합금은 25℃에서, 5 면적% 이하의 시그마상 및 잔부 FCC 상을 포함하는 것인 고엔트로피 합금 제조방법.
원자%로, V: 3 내지 15%, Cr: 3 내지 15%, Fe: 35 내지 48%, Co: 10 내지 35%, Mn: 7.5% 이하(0%를 제외함)를 포함하는 잉곳을 제조하는 단계;
상기 잉곳을 균질화 열처리하는 단계;
상기 열처리한 잉곳을 압연하여 판재를 제조하는 단계; 및
상기 판재를 소둔하는 단계;를 포함하는 고엔트로피 합금 제조방법이되,
상기 고엔트로피 합금은 -196℃에서 인장 변형 후, 50 면적% 이상의 BCC 상 및 잔부 FCC 상을 포함하는 것인 고엔트로피 합금 제조방법.
제8항 또는 제9항에 있어서,
상기 잉곳은,
Ni: 15% 이하를 더 포함하는 고엔트로피 합금 제조방법.
제8항 또는 제9항에 있어서,
상기 열처리하는 단계에서 열처리 온도는 1000 내지 1200℃인 고엔트로피 합금 제조방법.
제8항 또는 제9항에 있어서,
상기 열처리하는 단계에서 열처리 시간은 6 내지 24시간인 고엔트로피 합금 제조방법.
제8항 또는 제9항에 있어서,
상기 소둔하는 단계에서 소둔 온도는 800 내지 1000℃인 고엔트로피 합금 제조방법.
제8항 또는 제9항에 있어서,
상기 소둔하는 단계에서 소둔 시간은 3 내지 60분인 고엔트로피 합금 제조방법.